增强AlGaN GaN 超晶格中Mg的掺杂效率

1、增强AlGaN / GaN超晶格中Mg的掺杂效率Peter Kozodoy.个 Yulia P Smorc hkova Monica Hansen,惠明星）,Steven P DenBaars 和 Umesh K.Mishra电气与计算机工程系和材料系，加利福尼亚大学，Santa Barbara,主巴巴拉，加利福尼亚93106A.W.Saxler,R.Perrin,w C.Mitchel空军研究实验室，材术4和制造局，AFRL/反洗钱士，莱特帕特森空军基地，俄亥俄 45433-7707Mg掺杂空穴传输性能的AlGaN/GaN超晶格的仔细检查。变温尔效应测量表明，这种超 品格的使用提高了平均值。

2、空穴浓度在温度120 K的VE数量级相比，GaN体*LM室温 是高9 !。一个不寻常的调制掺杂方案，WH我直用分子束外延实现，取得了较高的空穴迁 移率超晶格和压电极化测定证明，自发的举足轻重的作用超品格的能带结构。高导电性的p 型GaN和AlGaN的发展是一个至关重要的电子和光电了器件。然而，镁掺杂的Mg受主 和随之而来的低受主电离率的深层本质，以及较低的空穴迁移率在大量的Mg拶杂GaN。1 甚至更严重的问题是在AIGaN合金，当EF物杂效率在室温下可以相当低。2的情况进一 步恶化，当德副运行在较低的温度下所需的温变较低，这导致迪米尼城门洞浓度。使用AlGaN/GaN异质结已被提出作为个增加的

3、平均孔3ts和我们最近的工作提供了增 加孔c实验示范技术浓度在室温下通过AIGaN/GaN超晶格的使用。6孔增强机日品地比n 流日油级流任干费米能级。产生的穴在带边.接近费米能级的地方累积，形成了一个载波。 虽然自由载流子是分开的。为平行板，其空间平均密度将大大高于简单的散装lm.aged!和Mg掺杂al0.2ga0.8n/gan苏流动如图2所示为一个函数关于L，厚厚的-高电领域由于自发 和压电极化的AlGaN层内紧张预期烈影响的能带弯曲的超晶格中。7、8在我们前面我们 计算的预期从AlGaN/GaN超晶格都与不考虑偏振。领域的孔。6领域创建一个周期性的锯 齿波的变化如图1所示的带图。当极化。

4、领的存在，并对超晶格尺寸依赖性强厚层产生较 大的电位变化从油料化领域，因此，高空穴浓度。在 Mg掺杂超晶格的实马佥测量 al0.2ga0.8n/gan观察层厚度相同的依赖，这表明极性化*领域占主导地位的世纪e孔增强。 这些样品采用金属有机化学气相沉积 MOCVD生长！和Mg掺杂超晶格施加均匀严重的 记忆效应使MG模型掺杂的MOCVD非常差！ mg掺杂的超晶格约为0.4毫米厚，在无意 掺杂的微米以上生长。n型GaN和in0.05ga0.95n观层防止开裂。测量孔空间平均浓度。图1。自发和压电极 化领域考虑计算价带图al0.2ga0.8n/gan Mg掺杂超晶格。一层的厚变是我_80A。虚线表示

5、费米能量，圆表示电离时mg受主固体的量! A区和B区的每一个接口。蓝宝石衬底在左 边的*LM自由表面是正确的。图2。房间温度均匀毫克霍尔效应测量MOCVD生长的al0.2ga0.8n/gan掺杂超格。超 晶格尺寸L是不同的。箭头表示获得体积值样品的Mg掺杂的GaN和al0.1ga0.9n,虚线为 眼指南。为了确定最佳调制掺杂方案，我们检查了带图，如图1所示。在极化。领域两类AlGaN / GaN界面相当的情况下，但极化在这些接口上引入相反类型的电荷片。假设晶体的表面是 Ga表面，这是当MOCVD用于蓝宝石生长时的情况！，10正极片充电时得到AIGaN上生长 GaN。在这个区域，标记的区域，带拉

6、下来，受主电离率高但移动的空穴浓度化低。在这一地区的掺杂受主非常有效，因为许多的受体将电离。在对接口，B区的负电荷得到片和带拉D。图2.房间温度均匀毫克霍尔效应测量MOCVD生长的al0.2ga0.8n/gan掺杂超晶格。超晶格尺寸L是不同的。箭头表示获得体积值样品的Mg掺杂的GaN和alO.1ga0.9n,虚线 为眼指南。为了确定最佳调制掺杂方案，我们检查了带图，如图 1所示。在极化*领域两类 AIGaN/GaN界面相当的情况下，但极化在这些接口上引入相反类型的电荷片。假设晶体的 表面是Ga表面这是当MOCVD用于蓝宝石生长时的情况！，10正极片充电时得到AlGaN 上生长GaN.在这个区域

7、，标记的区域，带拉下来，受主电离率高但移动的空穴浓度化低。在这一一 地区的掺杂受主非常有效，因为许多的受体将电离。在对接口，B区的负电荷得到片和带 拉D孔?聚在这里，但是受主电离率很低。在这一地区的掺杂Mg不会产生很多漏司，但是 可以大大减少积累的载流子迁移率。高的空穴迁移率预i计即使在Mg掺杂的情况下均匀由于偏振领或判立移动运营商从离 子受体。相当低的空穴迁移率值在均匀掺杂*LMS获得业因于界面散射和较差的材质由于高 镁浓度。后者的问题可以通过调制亳克淘汰掺杂限于区域A，我们注意到，这种调制掺杂方 案，其中掺杂剂施加在一个界面，非常不同于传统的方案用于非极性材料的地方e掺杂剂 通常是势垒的中

8、心。为了实现强掺杂剂的大分子束，等离子体辅助分子束外延！用于生长掺杂超晶格样品调 制。次级离子质谱法测量控制。证实，这些层得到很突儿镁亲LES.生长在顶上生长的GaN 基层沉积在C面蓝宝石衬底MOCVD进行。两al0.12ga0.88n/制备GaN超晶格样品， 都我_80A。在每一种情况下，镁掺杂被应用NES的GaN和AIGaN层的层厚度保持相 同，超品格周期为2 L!。调制表一，室温下的霍尔效应测量al0.12ga0.88n/gan掺杂超品格。在掺杂质的空穴浓度。通过半结构，无论是在地区或区域的两个超晶格样品制备采用光 刻图形的。室温下的霍尔效应测量W模式;汝量的结果显示在表1正如预期的那样

9、，掺杂 样品只有在区域具有较高的空穴浓度和较高的流动性价值D该样品。导电性几乎是一个比更高的数量级只有在区域B，这是一一个明确的示范起到了至关重 要的作用，在这些结构的极化领域D没有这些领域两接口等价掺杂样品，一所以，两*LMS 应该表现一致。掺杂样品只有在地区也表现出比以前更高的流动性，均匀掺杂的样品。这是由于增加对 提高材料质量由于调制掺杂以及降低由于铝含量低而引起的界面散射。界面散射已被证明是 严重减少AlGaN/GaN异质结场效应晶体管的电子迁移率s,11和我们预期的效果，甚至强 于p型层由于很高的孔质量。最后，我们研究了这些超晶格的低温特性。因为在这些*LMS的自由载流子的结果不是

10、从热电离而产生的能带弯曲偏振领域，我们预计将保持高的p型导电性，即使在较低的温 度下。交温霍尔效应测量，利用磁领域1和2之间，有E是每两样本一个形成在AlGaN/GaN 超晶格和体Mg掺杂GaN样品在相同条件下生长的。两者都是由山MOCVD生长的。超品格 样品均匀掺杂。含20%铝的障碍，具有尺寸_88A。于p型层由于很高的孔质量。最后，我们研究了这些超晶格的低温特性。因为在这些LMS的自由教流了的结果不是从 热电离而产生的能带弯曲偏振。领域，我们预计将保持高的p型导电性，即使在较低的温 度下。 霍尔效应测量的结果如图3所示。在非常高的温度下，这两个样品都表现出典型 的热激活空穴浓度。随着温度的降低，在散装*LM的空穴浓度继续下降，指数低于120 K的 沙量孔的浓度增力了，表明对杂质传导的发生!的假期。E浓度在超晶格LM，但是，仍然。 固定在约2_1018 cm_3,这是空间平均空穴浓度从极化引起的能带弯曲。一房间温度超晶格提供 了约9倍，相比散装*LM的空穴浓度增加。然而，它是在较低的温度下，超晶格E提供了 最大的优势D提高空穴浓度在120 K,温度为例，在*VE量级。这也是附近的温度，流动的 我a-sured在超品格样品载体达到顶峰：图3。空穴浓度为温度的函数，通过变温霍尔效应测量确定。固体方块从均匀掺杂的结果， MOCVD生长Al0.2 ga0.8n/gan超晶格与L